(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母相の化学成分組成が、
Ｃ  ：０．００２〜０．２０％（質量％の意味。以下同じ。）、
Ｓｉ：１．２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．０５〜２．６％、
Ｐ  ：０．０５０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：４％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００２〜２．２％、
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｏ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
残部：鉄および不可避不純物
である鋼部品であり、
表層部に、Ａｌを１０〜３０質量％含有するＡｌ拡散層が形成されており、且つ
前記Ａｌ拡散層の厚みが１０〜８０μｍであることを特徴とする直流用軟磁性鋼部品。
【請求項２】
前記化学成分組成が、更に、下記式（１）を満足するものである請求項１に記載の軟磁性鋼部品。
１３×［Ｃ］＋２×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］／５＋［Ａｌ］≦２．８  ・・（１）
［式（１）中、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。］
【請求項３】
前記鋼部品は、更に、他の元素として、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／または
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の軟磁性鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟磁性鋼部品に関し、詳細には、直流磁界中で用いられる直流用軟磁性鋼部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車には快適性向上のため多数の電装部品が用いられている。自動車電装部品等における磁気回路を構成する鋼部品（例えば、電子制御部品や電磁制御部品）には、磁気特性として直流磁界で低い外部磁界中で容易に磁化する特性（以下、直流磁気特性ということがある）に加え、保磁力が小さく、しかも消費電力が小さいという特性が要求される。鋼部品の材料としては、部品内部の磁束密度が外部磁界に応答し易い軟磁性鋼材が一般に用いられており、例えばＣ量が約０．０１質量％以下の鋼材が通常用いられている。
【０００３】
また、地球環境を保護する観点から、自動車の低燃費化が求められており、上記鋼部品を高強度化し、小型化および軽量化することによって低燃費化することが検討されている。鋼部品の強度を高めるには、上記軟磁性鋼材にＣを積極的に添加することが有効であり、上記軟磁性鋼材としては、例えばＣ量が０．０１質量％程度の鋼材が通常用いられる。しかし、Ｃを０．０１質量％を超えて過剰に含有させると、鋼材の直流磁気特性が大幅に低下し、また保磁力が大きくなり、しかも磁気回路の抵抗を高めることが知られている。そのため直流磁気特性、低保磁力、および低消費電力を満足したうえで鋼部品の強度を高めることが求められている。
【０００４】
鋼部品の磁気特性と強度の両方を改善する技術が特許文献１に提案されている。この文献には、Ｃｕを０．３〜２．０％の範囲で添加することによって、Ｃｕの時効硬化を利用して磁気特性と強度を改善する技術が開示されている。しかし本発明者が検討したところ、この技術で改善されている磁気特性と強度のレベルは不充分であり、更なる改善が求められている。
【０００５】
また、コア用軟磁性鋼板の磁気特性を改善する技術として、特許文献２には、鋼板表面付近のαＦｅ相の｛２２２｝面集積度を５５％以上と高める技術が提案されている。この文献には、母材鋼板の表面にＡｌとＳｉの一方又は両方を主成分とする金属からなる第二相を付着させ、冷間圧延した後、熱処理することによって再結晶させて｛２２２｝面集積度を高めることが開示されている。しかしこの文献で改善している磁気特性は交流磁界で容易に磁化する特性であり、直流磁気特性ではない。また、軟磁性鋼板の強度や冷間加工性については考慮されていなかった。
【０００６】
ところで上記軟磁性鋼材には、部品形状に成形するために冷間鍛造性が良好であることも求められる。冷間鍛造性としては、変形抵抗が小さく、変形能が高いことが必要である。変形抵抗を小さくすることによって鍛造時の荷重を低減できるため、冷間鍛造で使用する金型の寿命を向上させることができる。また、変形能を高くし、冷間鍛造しても割れが発生し難くすることによって軟磁性鋼部品を小型化したり、部品形状を複雑化できる。
【０００７】
鋼の冷間加工性を改善する技術としては、特許文献３、４が知られている。これらのうち特許文献３には、フェライトとパーライトの混合組織を有する鋼にＢおよびＺｒを添加することによって、フェライト結晶粒の微細化による強化を抑制し、引張強度を低減させ、室温での変形抵抗の上昇を小さくして冷間加工性を向上する技術が開示されている。また、特許文献４には、圧延材の中心〜直径／８の範囲にあるフェライト組織中のフェライト粒度番号および圧延材の最表層にあるフェライト組織中のフェライト粒度番号を夫々所定の範囲に制御することによって、フェライト結晶粒の微細化による強化を抑制して冷間加工時の引張強度を低減し、室温での変形抵抗を小さくして冷間加工性を改善する技術が開示されている。しかしこれらの文献で対象としている鋼は、冷間鍛造まま、或いは冷間鍛造後に切削加工した状態でボルトやナット等の機械部品として用いることを想定したものであり、軟磁性鋼材ではない。そのため直流磁気特性については全く考慮されていなかった。
【０００８】
また、特許文献５には、電気抵抗が高く、優れた高速応答性を有し、且つ量産を可能にして製品コストの低減化を図り得る交流用の電磁弁用磁気回路部材が開示されている。この文献には、磁気回路部材の母材として電磁軟鉄あるいは低炭素鋼を用いることで切削加工性および冷間鍛造性を改善できること、磁気回路部材中にＡｌを含有させることにより電気抵抗が高くなり、渦電流損を低減できることが記載されている。磁気回路部材中にＡｌを含有させる方法としては、Ａｌ粉末とＡｌ2Ｏ3粉末の混合粉にＮＨ4Ｃｌを加えたものの中に電磁軟鉄製の磁気回路部材を埋め込み、水素気流中で９００℃、３時間の加熱処理を施した後、更にＡｒガス気流中で１０００℃、２０時間の拡散処理を施す方法を採用している。そして表面層で約６％Ａｌ−Ｆｅ、中心部で１％Ａｌ−Ｆｅの濃度勾配を持ったＡｌ−Ｆｅ合金が得られたと記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００７−４６０７６号公報
【特許文献２】特開２００９-２５６７５８号公報
【特許文献３】特開２００１−３０３１８９号公報
【特許文献４】特開２００１−３４２５４４号公報
【特許文献５】特開昭６３−３１８３８０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上記特許文献５に開示されているように、混合粉末中に磁気回路部材を埋め込んで磁気回路部材の表面にＡｌを拡散浸透させる方法では、皮膜処理と拡散処理が同時に行われるため、表層部におけるＡｌ濃度管理を行うことが困難であった。また、上記特許文献５は、交流磁気特性の向上を狙ったもので、直流磁気特性の向上については考慮されておらず、上記特許文献５に記載されているＡｌ拡散量では直流磁気特性を向上できなかった。さらに、上記特許文献５では、強度について全く考慮されていなかった。
【００１１】
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、直流磁界における磁気特性を劣化させることなく、高強度の直流用軟磁性鋼部品を提供することにある。また、本発明の他の目的は、部品形状に成形するときの冷間鍛造性が良好な直流用軟磁性鋼部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決することのできた本発明に係る直流用軟磁性鋼部品とは、母相の化学成分組成が、Ｃ：０．００２〜０．２０％（質量％の意味。以下同じ。）、Ｓｉ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．０５〜２．６％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：４％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００２〜２．２％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０３％以下（０％を含まない）、残部：鉄および不可避不純物である鋼部品である。そして、表層部に、Ａｌを１０〜３０質量％含有するＡｌ拡散層が形成されており、且つ前記Ａｌ拡散層の厚みが１０〜８０μｍである点に要旨を有している。
【００１３】
上記化学成分組成は、更に、下記式（１）を満足していることが好ましい。下記式（１）中、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
１３×［Ｃ］＋２×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］／５＋［Ａｌ］≦２．８  ・・（１）
上記鋼部品は、更に、他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、軟磁性鋼部品の表層部に、母材に含まれるＡｌ量よりも高濃度のＡｌを含有するＡｌ拡散層を所定の厚みで形成しているため、直流磁界における磁気特性の劣化を最小限に抑えたうえで、表面硬度を高めることができ、軟磁性鋼部品を高強度化できる。また、本発明では、上記軟磁性鋼部品の素材となる鋼材に合金元素として含有させるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＡｌ量の関係を適切に調整することによって、鋼材の変形抵抗を小さく、変形能を良好にできるため、部品形状に成形するときの冷間鍛造性も改善できる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、実施例で用いた試験片について、Ａｌ拡散層の厚みと表面硬さとの関係を示すグラフである。
【図２】図２は、実施例で用いた試験片について、Ａｌ拡散層の厚みと磁束密度の比との関係を示すグラフである。
【図３】図３は、実施例で用いた試験片について、本発明で規定する式（１）の左辺の値（Ｚ値）と変形抵抗との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
直流磁界中で用いられる軟磁性鋼部品の強度を高めるには、軟磁性鋼材にＣ、Ｓｉ、Ａｌなどを添加し、鋼中に固溶させて固溶強化することが有効である。しかしこうした元素を固溶させて鋼材全体を高強度化すると、直流磁気特性が低下する傾向がある。そこで本発明者は、軟磁性鋼部品表面の硬度を高めれば、軟磁性鋼部品を高強度化でき、しかも軟磁性鋼部品内部の硬度は高めていないため、直流磁気特性の劣化も防止できるのではないかと考え、検討を重ねてきた。その結果、
（１）固溶元素のうちＡｌを利用し、鋼部品の表層部にＦｅ−Ａｌ系の固溶体および化合物を形成させれば、鋼部品表面の硬度を高めることができ、鋼部品を高強度化できること、
（２）具体的には、鋼部品の表層部にＡｌを１０〜３０質量％含有するＡｌ拡散層を厚み１０〜８０μｍで形成すれば、上述した強度向上効果が発揮されること、
（３）上記Ａｌ拡散層は鋼部品の表層部のみに形成しているため、鋼材内部の磁気モーメントの低下は防止され、鋼部品全体の直流磁気特性は殆ど劣化しないこと、
（４）上記Ａｌは、熱処理によって鋼材中に容易に拡散するため、上記Ａｌ拡散層は、例えば、表面にＡｌ皮膜を有し、且つ部品形状に加工された鋼材に熱処理を施すことによって簡単に形成できること、
（５）上記Ａｌ拡散層を設けることによって鋼部品を高強度化できるため、鋼材の強度を高めるために添加する合金元素量（例えば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等）を低減でき、鋼材の変形抵抗が小さくなり、部品形状に加工するときの冷間鍛造性を改善できることが判明した。
【００１７】
以下、本発明の軟磁性鋼部品について詳細に説明する。
【００１８】
本発明の軟磁性鋼部品は表層部に、Ａｌを１０〜３０質量％含有するＡｌ拡散層が形成されている。本発明ではＡｌを１０〜３０質量％含有している領域をＡｌ拡散層と定義し、このＡｌ拡散層を鋼部品の表層部に形成することによって軟磁性鋼部品の表面硬度を高めている。Ａｌが１０質量％未満では、表層部の硬度を高めることができない。一方、Ａｌが３０質量％を超えると延性が低下するため、割れなどが発生し易くなる。
【００１９】
上記表層部とは、軟磁性鋼部品のうち最表面を含む表面近傍を意味し、具体的には、最表面から深さ２００μｍ位置程度までの領域を指す。
【００２０】
上記Ａｌ拡散層は、最表面側から中心部に向かってＡｌ量が減少していることが好ましい。表層部におけるＡｌ濃度を傾斜させることによって直流磁気特性を効果的に向上させることができる。
【００２１】
上記Ａｌ拡散層の厚みは１０〜８０μｍとする。上記Ａｌ拡散層の厚みを１０μｍ以上にすることによって表層部の硬度を高めることができる。上記Ａｌ拡散層の厚みは、好ましくは１５μｍ以上、より好ましくは２０μｍ以上である。しかし上記Ａｌ拡散層の厚みが大きくなり過ぎると直流磁気特性が劣化する。従って上記Ａｌ拡散層の厚みは８０μｍ以下、好ましくは７０μｍ以下、より好ましくは６０μｍ以下である。
【００２２】
上記表層部におけるＡｌ濃度は、鋼部品の最表面から深さ２００μｍ位置までの領域を、例えば、電子プローブＸ線マイクロアナライザー（Electron Probe X-ray Micro Analyzer；ＥＰＭＡ）で、深さ方向に等間隔（例えば、数μｍ間隔）で測定すればよい。上記Ａｌ拡散層の厚みは、ＥＰＭＡによる測定結果に基づいて算出できる。
【００２３】
次に、本発明に係る軟磁性鋼部品の素材となる鋼材（母相）の成分組成について説明する。本発明で用いる鋼材は、Ｃ：０．００２〜０．２０％、Ｓｉ：１．２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．０５〜２．６％、Ｐ：０．０５０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：４％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００２〜２．２％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０３％以下（０％を含まない）を含有し、残部：鉄および不可避不純物である。こうした範囲を規定した理由は次の通りである。
【００２４】
Ｃは、鋼材の強度と延性をバランスよく確保するために重要な元素である。しかしＣが０．２０％を超えると、強度が高くなり過ぎて変形抵抗が大きくなり、冷間鍛造性が悪くなる。また、鋼中に固溶したＣにより部品成形時にひずみ時効が生じ、直流磁気特性も悪くなる。従ってＣは０．２０％以下、好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０８％以下である。Ｃは少ないほど強度が低下し、延性が向上するため冷間鍛造性が良好となる。しかしＣ量を低減し過ぎると鋼部品の強度が低下し過ぎる。従ってＣは０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上である。
【００２５】
Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として用いる元素であり、また磁気特性の向上にも作用する元素である。しかし１．２％を超えて含有すると、変形抵抗が大きくなり、冷間鍛造性が悪くなる。従ってＳｉは１．２％以下、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下である。特に、鋼材の変形抵抗を小さくして冷間鍛造性を改善するには、Ｓｉを０．７％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．１％以下である。
【００２６】
Ｍｎは、溶製時に脱酸剤として用いる元素であり、また鋼中ではＳと結合してＳによる脆化を抑制する作用を有している。従ってＭｎは０．０５％以上、好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１５％以上である。しかしＭｎが２．６％を超えると、変形抵抗が大きくなり過ぎて冷間鍛造性が劣化する。また、Ｍｎが過剰になると、磁気モーメントが低下し、直流磁気特性が劣化する。従ってＭｎは２．６％以下、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．５％以下である。
【００２７】
Ｐは、粒界に偏析して変形能を低下させ、冷間鍛造時に割れを発生させる原因となる。また、過剰に含有すると直流磁気特性も劣化する。従ってＰは０．０５０％以下、好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。Ｐはできるだけ低減することが望ましい。
【００２８】
Ｓは、Ｍｎ等と結合して硫化物を形成し、この硫化物が粒界に析出することによって変形能が低下し、冷間鍛造性が劣化する。従ってＳは０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
【００２９】
Ｃｒは、鋼部品の強度を高めるのに作用する元素であるが、４％を超えると固溶したＣｒによりフェライト組織の硬度が上昇し過ぎるため変形能が低下し、冷間鍛造時に割れが発生する。従ってＣｒは４％以下、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下、更に好ましくは０．５％以下である。
【００３０】
Ａｌは、鋼中の固溶ＮをＡｌＮとして固定し、変形抵抗を小さくして冷間鍛造性を改善する作用を有する元素である。従ってＡｌは０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上含有させる。しかし２．２％を超えて含有させると、鋼材の変形抵抗が大きくなり過ぎて冷間鍛造性が劣化する。従ってＡｌは２．２％以下、好ましくは１％以下、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下、特に好ましくは０．１％以下である。
【００３１】
Ｎは、鋼材を時効硬化させる元素であり、０．０１％を超えて含有すると鋼材の変形能が低下し、冷間鍛造時に割れが発生する原因となる。従ってＮは０．０１％以下、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｎはできるだけ低減することが望ましい。
【００３２】
Ｏ（酸素）は、鋼中に酸化物を形成し、鋼材の変形能を低下させて冷間鍛造時に割れを発生させる元素である。また、鋼中に形成された酸化物は直流磁気特性を劣化させる原因となる。従ってＯは０．０３％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｏはできるだけ低減することが望ましい。
【００３３】
上記鋼材の残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって混入する元素が許容される。
【００３４】
上記鋼材は、更に他の元素として、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有してもよい。ＣｕとＮｉは、不可避的に混入してくる元素であるが、ＣｕまたはＮｉが０．５％を超えて過剰に含有すると、磁気モーメントが低下して直流磁気特性が却って劣化する。従ってＣｕとＮｉの好ましい上限は０．５％と定めた。Ｃｕはより好ましくは０．１％以下、Ｎｉはより好ましくは０．１％以下である。
【００３５】
本発明で用いる鋼材は、化学成分組成が上記範囲を満足すると共に、下記式（１）を満足していることが推奨される。下記式（１）は、鋼材に含まれる合金元素のうち、鋼材の変形抵抗に影響を及ぼす元素を抽出し、各元素の影響度合いに基づいて規定した関係式を示している。下記式（１）の左辺の値をＺ値としたとき、Ｚ値を好ましくは２．８以下に抑えることによって鋼材の変形抵抗を小さくでき、冷間鍛造性の改善が可能となる。なお、下記式（１）中、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
１３×［Ｃ］＋２×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］／５＋［Ａｌ］≦２．８  ・・（１）
【００３６】
即ち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌは鋼材の強度を高め、軟磁性鋼部品の高強度化に寄与する元素であるが、これらの元素は、いずれも鋼中に固溶したり、析出物を形成して鋼材の強度を高め、鋼材の変形抵抗を大きくするのにも作用する。そのため含有量が多くなると、冷間鍛造性が劣化する傾向が認められた。
【００３７】
これに対し、本発明では上述したように、軟磁性鋼部品の表層部にＡｌ拡散層を形成することによって表層部の硬度を高め、軟磁性鋼部品を高強度化しているため、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌの含有量を低減できる。従って本発明では、これらの元素の含有量に基づいて算出されるＺ値を好ましくは２．８以下に抑えることによって鋼材の冷間鍛造性を更に向上させることができる。Ｚ値は、より好ましくは２．５以下、更に好ましくは２以下、特に好ましくは１以下である。
【００３８】
次に、本発明の軟磁性鋼部品を製造するにあたり、好適に採用できる製造方法について説明する。
【００３９】
上記軟磁性鋼部品は、表面にＡｌ皮膜を有している鋼材を熱処理することによって製造できる。即ち、鋼材の表面にＡｌ皮膜を形成し、これを熱処理することによって、鋼材表面からＡｌを一様に拡散浸透させることができ、鋼部品の表層部に上記Ａｌ拡散層を形成できる。本発明では、鋼材の表面からＡｌを一様に拡散浸透させているため、軟磁性鋼部品の表層部にＡｌが局所的に濃化することを防止できる。また、本発明で用いる鋼材は、上述したように、好ましくはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌの合金元素量に基づいて算出される上記Ｚ値を所定値以下に抑えているため、変形抵抗を小さくでき、冷間鍛造性を一層良好にできるという作用も発揮される。
【００４０】
熱処理前の上記鋼材は、表面にＡｌ皮膜を有し、部品形状に加工されていればよく、鋼材の表面にＡｌ皮膜を形成する工程と、鋼材を部品形状に加工する工程の順番は特に限定されない。即ち、上記鋼材を部品形状に加工してからＡｌ皮膜を形成してもよいし、上記鋼材にＡｌ皮膜を形成してから部品形状に加工してもよい。部品形状への加工は、例えば、冷間鍛造によって行えばよい。
【００４１】
上記Ａｌ皮膜は、Ａｌ元素を含有する皮膜（Ａｌ含有皮膜）であればよく、このＡｌ皮膜を形成する方法は特に限定されず、例えば、化学気相蒸着（ＣＶＤ）法、物理気相蒸着（ＰＶＤ）法、めっき法等が挙げられる。めっき法としては、溶融Ａｌめっき法や電気Ａｌめっき法が挙げられる。これらの中でも溶融Ａｌめっき法によって製造することが好ましい。
【００４２】
鋼材表面からＡｌを一様に拡散浸透させるための上記熱処理は、鋼部品の表層部にＡｌ拡散層の厚みが１０〜８０μｍ形成されるように、加熱温度、加熱時間、Ａｌ皮膜の付着量（Ａｌ皮膜量）等を調整すればよい。例えば、加熱温度は７５０℃以上、加熱時間は１時間以上、Ａｌ皮膜の付着量は３０ｇ／ｍ2以上の範囲で調整することが好ましい。
【００４３】
上記加熱温度は８００℃以上とすることがより好ましく、更に好ましくは８５０℃以上である。しかし加熱温度が高過ぎるとＡｌが鋼材の奥深くまで拡散し過ぎて鋼部品の表層部に所望の厚みのＡｌ拡散層を形成することが困難となる。従って上記加熱温度の上限は１０００℃とすることが好ましい。
【００４４】
上記加熱時間は２時間以上とすることがより好ましく、更に好ましくは３時間以上である。しかし、加熱時間を長くし過ぎるとＡｌが鋼材の奥深くまで拡散し過ぎて鋼部品の表層部に所望の厚みのＡｌ拡散層を形成することが困難となる。従って加熱時間の上限は１０時間とすることが好ましい。
【００４５】
上記Ａｌ皮膜の付着量は４０ｇ／ｍ2以上とすることがより好ましく、更に好ましくは５０ｇ／ｍ2以上である。しかし、Ａｌ皮膜の付着量を多くし過ぎるとＡｌ拡散層が厚くなり過ぎて直流磁気特性が低下するため、上限は例えば１１０ｇ／ｍ2とすることが好ましい。
【００４６】
上記加熱温度に加熱するときの昇温速度は、例えば、１００〜４００℃／時間とすればよい。また、熱処理後、室温まで冷却するときの降温速度は、例えば、１００〜４００℃／時間とすればよい。
【００４７】
こうして得られる本発明に係る軟磁性鋼部品は、例えば、自動車や産業機械に実装されている鋼部品のうち、磁力を介して駆動する電装部品や電磁コイル、オルタネータの鉄心として用いられる。
【００４８】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００４９】
下記実験例１では軟磁性鋼部品の直流磁気特性を評価し、下記実験例２では軟磁性鋼部品の素材となる鋼材の冷間鍛造性を評価した。
【００５０】
［実験例１］
下記表１に示す化学成分を含有する鋼（残部は、鉄および不可避不純物）を真空溶製して１５０ｋｇの溶製材を作製した。下記表１に、参考値として、上記式（１）の左辺の値（Ｚ値）を算出して示す。
【００５１】
得られた溶製材を鍛伸加工して直径４０ｍｍの鋼材を製造し、この鋼材からリング状の試験片を切り出し、この試験片にＡｌ拡散層を設けたときの直流磁気特性を次の手順で評価した。具体的には、上記鋼材（直径４０ｍｍ）から、外径３８ｍｍ、内径３０ｍｍ、厚み４ｍｍのリング状試験片を切り出し、試験片表面に溶融Ａｌめっき法によりＡｌ皮膜を形成した後、熱処理して試験片表面のＡｌを試験片内部へ拡散浸透させた。また、比較例では、粉末塗布法により試験片の表面から内部へＡｌを拡散浸透させた。詳細な条件は次の通りである。
【００５２】
溶融Ａｌめっき法では、上記リング状試験片を、純Ａｌめっき浴またはＳｉを約１０質量％含有する溶融Ａｌめっき浴を用い、浴温は６５０〜７００℃とし、１〜１０分間浸漬してＡｌ皮膜を形成した。リング状試験片表面に形成したＡｌ皮膜の付着量をＥＰＭＡ（日本電子株式会社製「ＪＸＡ−８９００ＲＬ（装置名）」）で測定し、下記表２にＡｌ皮膜の付着量（ｇ／ｍ2）を示す。Ａｌ皮膜形成後、水素還元雰囲気中で、下記表２に示す温度まで昇温速度３００℃／時間で加熱し、この温度で下記表２に示す時間保持して熱処理し、試験片表面のＡｌを試験片内部へ拡散浸透させた。熱処理後、降温速度３００℃／時間で室温まで冷却した。
【００５３】
粉末塗布法では、Ａｌ粉末（５００ｇ）およびＡｌ2Ｏ3粉末（５００ｇ）を等量混合した混合粉に、ＮＨ4Ｃｌを１０ｇ加えたものをスレンレスケースに入れ、この中に上記リング状試験片を埋め込み、水素還元雰囲気中で、下記表２に示す温度で加熱した後、この温度で下記表２に示す時間保持して熱処理し、試験片の表面から内部へＡｌを拡散浸透させた。
【００５４】
なお、下記表２のＮｏ．１は、Ａｌ皮膜の形成および熱処理を行っていない比較例である。
【００５５】
次に、熱処理して得られたリング状試験片の表層部におけるＡｌ濃度をＥＰＭＡ（日本電子株式会社製「ＪＸＡ−８９００ＲＬ（装置名）」）を用いて測定した。測定は、上記リング状試験片の厚み方向（軸方向）に平行となるように切断して露出させた切断面において、Ａｌ皮膜形成面から深さが２００μｍ位置までの領域を、ＥＰＭＡのビーム直径を１μｍとし、１μｍ間隔で行い、Ａｌを１０〜３０質量％含有するＡｌ拡散層の厚みを測定した。測定結果を下記表２に示す。なお、リング状試験片の表面に形成したＡｌ皮膜は、熱処理によりリング状試験片内へ拡散していた。また、熱処理して得られたリング状試験片の表層部では最表面のＡｌ量が最も多く、中心部に向かうほどＡｌ量は減少しており、傾斜組成であることが分かった。
【００５６】
次に、熱処理して得られたリング状試験片表面硬さを測定した。
【００５７】
〈表面硬さの測定〉
表面硬さは、ＪＩＳ  Ｚ２２４４に規定されるマイクロビッカース硬さ試験に基づき、マイクロビッカース硬度計を用い、試験荷重を０．３Ｎ（３０ｇｆ）としてビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。測定位置は、上記リング状試験片の厚み方向（軸方向）に平行となるように切断して露出させた切断面において、Ａｌ皮膜形成面からの深さが１５μｍ位置において測定した。測定箇所は４箇所とし、結果を平均した。また、下記表２に示すＮｏ．１の試験片についても同じ条件でビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。測定結果を下記表２に示す。また、下記表２のＮｏ．１（Ａｌ拡散層無し）に対するビッカース硬さの増加量を算出し、結果を下記表２に併せて示す。増加量がＨｖ２４０以上の場合を高硬度（合格。評価○）、Ｈｖ２４０未満の場合を低硬度（不合格。評価×）として評価した。増加量および評価結果を下記表２に示す。
【００５８】
図１に、Ａｌ拡散層の厚みと表面硬さとの関係を示す。なお、図１には、溶融Ａｌめっき法によりＡｌ皮膜を形成した試験片（Ｎｏ．２〜１０）の結果についてプロットした。
【００５９】
次に、熱処理して得られたリング状試験片の直流磁気特性を評価した。
【００６０】
〈直流磁気特性の評価〉
直流磁気特性は、試験片の磁束密度に基づいて評価した。磁束密度の測定方法は次の通りである。上記リング状試験片に、磁界印加用の１次コイルと磁束検出用の２次コイルを巻線し、自動磁化測定装置［理研電子株式会社製、直流磁化Ｂ−Ｈ特性自動記録装置（ＢＨＳ−４０）］を用いてＢ−Ｈ曲線を測定し、磁束密度を求めた。また、下記表２に示すＮｏ．１の試験片（上記鋼種αから切り出したリング状の試験片）に、８５０℃、３時間の磁気焼鈍を行なった後、Ａｌ皮膜の形成および熱処理を行なわず、上記と同様に、磁界印加用の１次コイルと磁束検出用の２次コイルを巻線したものを作製し（以下、未処理品ということがある）、このＢ−Ｈ曲線を測定して磁束密度を求めた。測定結果を下記表２に示す。
【００６１】
上記未処理品（表２のＮｏ．１）の磁束密度に対する各リング状試験片の磁束密度の比（リング状試験片／未処理品）を算出し、結果を下記表２に示す。また、磁束密度の比の値に基づいて、下記基準で直流磁気特性を評価し、評価結果を下記表２に併せて示す。
【００６２】
＜評価基準＞
○（合格）  ：磁束密度の比が０．９４以上
×（不合格）：磁束密度の比が０．９４未満
また、図２に、Ａｌ拡散層の厚みと磁束密度の比との関係を示す。図２には、溶融Ａｌめっき法によりＡｌ皮膜を形成した試験片（Ｎｏ．２〜１０）の結果についてプロットした。
【００６３】
下記表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１は、Ａｌ皮膜の形成および熱処理を行なっていない比較例（未処理品）であり、Ａｌ拡散層が形成されていないため、表面硬さはＨｖ８０と低かった。Ｎｏ．２と３は、いずれもＡｌ拡散層が薄過ぎる例であり、表面硬さを改善できていなかった。Ｎｏ．１０は、Ａｌ拡散層が厚過ぎる例であり、磁束密度が小さく、直流磁気特性が劣化していた。
【００６４】
Ｎｏ．４〜９は、いずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、試験片の表層部に適切な厚みのＡｌ拡散層を形成できているため、比較材（表２のＮｏ．１）と比べて直流磁気特性を殆ど劣化させることなく、表面硬さを高めることができている。
【００６５】
Ｎｏ．１１〜１３は、粉末塗布法により形成したＡｌ皮膜を熱処理して試験片の内部へ拡散させた比較例である。これらのうちＮｏ．１１と１２は、Ａｌ拡散層が厚過ぎる例であり、磁束密度が小さく、直流磁気特性が劣化している。また、Ｎｏ．１１と１２は、Ａｌが内部まで拡散浸透し、表層部のＡｌ濃度が低くなっているため、表面硬さも低下している。Ｎｏ．１３は、Ａｌを１０〜３０質量％含有するＡｌ拡散層は形成されておれず、試験片の表層部には、Ａｌ濃度が１０質量％未満の領域が広範囲に亘って形成されていた。Ａｌが広範囲に亘って拡散した結果、直流磁気特性が劣化した。また、上記Ａｌ拡散層が形成されていないため、表面硬さを改善できなかった。
【００６６】
Ｎｏ．２〜７を比較すると、Ａｌ皮膜の付着量が同じで、熱処理条件のうち保持時間が同じ（３時間保持）場合には、熱処理温度を高くするほどＡｌ拡散層は厚くなることが分かる。
【００６７】
Ｎｏ．７〜１０を比較すると、熱処理条件が同じ（９００℃で３時間保持）場合にはＡｌ皮膜の付着量が多くなるほどＡｌ拡散層は厚くなることが分かる。
【００６８】
図１および図２から次のように考察できる。図１から明らかなように、Ａｌ拡散層の厚みが３０μｍ以上になると表面硬さが急激に大きくなる傾向が読み取れる。しかし図２から明らかなように、Ａｌ拡散層が厚くなると磁束密度の比が小さくなり、直流磁気特性が劣化する傾向が読み取れる。
【００６９】
【表１】
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【００７０】
【表２】
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【００７１】
［実験例２］
下記表３に示す化学成分を含有する鋼（残部は、鉄および不可避不純物）を真空溶製して１５０ｋｇの溶製材を作製した。下記表３に、上記式（１）の左辺の値（Ｚ値）を算出して示す。なお、下記表３に示したＮｏ．２１の化学成分は、上記表１に示した鋼種αと同じである。
【００７２】
得られた溶製材を鍛伸加工して直径４０ｍｍの鋼材を製造し、次の手順で冷間鍛造性を評価した。
【００７３】
〈冷間鍛造性の評価〉
鋼材の冷間鍛造性は、試験片を５０％圧縮加工したときの変形抵抗と、圧縮加工したときの変形能に基づいて評価した。具体的には、変形抵抗（Ｎ／ｍｍ2）は、上記鋼材から直径１６ｍｍ×高さ２４ｍｍの試験片を切り出し、この試験片の高さが５０％となるように圧縮加工して測定した。圧縮加工は、ひずみ速度１０／秒で端面拘束圧縮して行った。測定した変形抵抗を下記表３に示す。本発明では、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ2未満を合格、５８０Ｎ／ｍｍ2以上を不合格として評価した。また、上記Ｚ値と、測定した変形抵抗との関係を図３に示す。
【００７４】
一方、鋼材の変形能は、上記条件で圧縮加工した後、試験片を目視および光学顕微鏡（観察倍率：４０倍）で観察し、割れ発生の有無を調べて評価した。割れ発生の有無を下記表３に示す。割れが発生してない場合を合格、割れが発生している場合を不合格とする。
【００７５】
本発明では、上記変形抵抗と変形能の両方が合格の場合を「冷間鍛造性に優れている」と評価し、少なくとも一方が不合格の場合を「冷間鍛造性に劣っている」と評価した。
【００７６】
下記表３および図３から次のように考察できる。Ｎｏ．２１、２２、２４、２６、３０、３２、３９、４０〜４２は、鋼材の化学成分組成が本発明で規定する要件を満足する例であり、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ2未満で、且つ圧縮加工時に割れが発生しておらず、冷間鍛造性に優れている。
【００７７】
これに対し、Ｎｏ．２３、２５、２７〜２９、３１、３３〜３８は、鋼材の化学成分組成が本発明で規定する要件を満足していない例であり、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ2以上であるか、圧縮加工時に割れが発生したため、冷間鍛造性に劣っている。
【００７８】
詳細には、Ｎｏ．２３、２５、２７は、夫々、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎが本発明で規定する上限値を超えている例であり、上記Ｚ値が２．８より大きいため、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ2以上になった。Ｎｏ．２８は、Ｐが本発明で規定する上限値を超えている例であり、Ｐの粒界偏析量が増加したため、圧縮加工時に割れが発生した。Ｎｏ．２９は、Ｓが本発明で規定する上限値を超えている例である。硫化物が粒界に多く析出したため、圧縮加工時に割れが発生した。Ｎｏ．３１は、Ｃｒが本発明で規定する上限値を超えている例である。固溶したＣｒによりフェライト組織の硬度が上昇し過ぎたため、圧縮加工時に割れが発生した。Ｎｏ．３３は、Ａｌが本発明で規定する上限値を超えているため、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ2以上になった。Ｎｏ．３４は、Ｎが本発明で規定する上限値を超えている例である。過剰なＮによって時効硬化し、圧縮加工時に割れが発生した。Ｎｏ．３５は、Ｏ（酸素）が本発明で規定する上限値を超えている例である。過剰なＯにより鋼中に酸化物が多く生成したため、圧縮加工時に割れが発生した。
【００７９】
Ｎｏ．３６〜３８は、鋼材の化学成分組成は本発明で規定する範囲を満足しているが、上記Ｚ値が２．８を超えているため、変形抵抗が５８０Ｎ／ｍｍ2以上になった。
【００８０】
【表３】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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